KR101639919B1

KR101639919B1 - 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101639919B1
Application number: KR1020140189105A
Authority: KR
Inventors: 송태진; 진광근; 김성규; 조원태; 박노영
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2014-12-24
Filing date: 2014-12-24
Publication date: 2016-07-15
Also published as: KR20160078839A

Abstract

본 발명은 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.2~0.5%, Mn: 6~15%, Al: 0.5~4.0%, Si: 0.3~3.0%, P: 0.03% 이하(0%는 제외), S: 0.03% 이하(0%는 제외), N: 0.04% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고 아래의 관계식 1을 만족하며, 미세조직은 면적분율로 35 ~ 75% 의 템퍼드 마르텐사이트, 2% 이하의 탄화물 및 나머지 오스테나이트를 포함하는 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판에 관한 것이다.
[관계식 1]
327 < 474*C+33*Mn+7.5*Si-25.1*Al < 497
(단, 관계식 1에서 C, Mn, Si 및 Al은 각 원소의 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)

Description

항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법 {HOT ROLLED STEEL SHEET HAVING SUPERIOR YIELD STRENGTH AND FORMABILITY, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 프레스 성형으로 자동차의 샤시 구조부재 등에 사용될 수 있는, 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 지구 온난화를 저감하기 위한 이산화탄소의 규제에 따라 자동차의 경량화가 강하게 요구되고 있으며, 동시에 자동차의 충돌 안정성을 향상하기 위하여 자동차용 강판의 초고강도화가 지속적으로 이루어지고 있다. 로워암, 휠 디스크 등의 샤시 부품은 일반적으로 열연강판을 산세 및 도유하여 적용되고 있으며, 차체를 지지하는 역할을 하므로 부품의 강도가 우수하여야 한다.

이러한 초고강도 열연강판을 생산하기 위해서는 저온 변태조직을 활용하는 것이 일반적이다. 하지만 초고강도를 달성하기 위하여 저온 변태 조직을 활용하는 경우, 인장 강도가 800MPa급 이상에서는 30% 이상의 연신율을 확보가 하기가 어려워, 냉간 프레스 성형으로 복잡한 형상의 부품에 적용하는 것이 어려우므로 원하는 용도에 맞는 자유로운 부품 설계가 어려운 문제가 있었다.

한편, 특허문헌 1에서는 탄소(C)와 망간(Mn)등의 오스테나이트 안정화 원소를 다량 첨가하여 강조직을 오스테나이트 단상으로 유지하고 변형 중 발생하는 쌍정을 이용하여 강도와 성형성을 동시에 확보하는 방법이 제시되어 있으며, 오스테나이트 단상 조직을 확보하기 위해서는 0.5중량 % 이상의 탄소와 15중량 % 이상의 Mn을 첨가하는 것이 일반적이다. 그러나 이 경우, 제조의 전 공정에 있어서 오스테나이트 단상이 유지됨에 따라 열연 강판의 결정립도 분포의 제어가 용이하지 않게 되어 항복 강도가 낮은 문제가 있었다.

따라서, 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다.

한국 공개특허공보 제2007-0023831호

본 발명의 일 측면은 높은 인장강도와 우수한 연신율을 갖는 동시에, 항복강도가 우수하여 충돌 특성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.

본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.2~0.5%, Mn: 6~15%, Al: 0.5~4.0%, Si: 0.3~3.0%, P: 0.03% 이하(0%는 제외), S: 0.03% 이하(0%는 제외), N: 0.04% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고 아래의 관계식 1을 만족하며, 미세조직은 면적분율로 35 ~ 75%의 템퍼드 마르텐사이트, 2% 이하의 탄화물 및 나머지 오스테나이트를 포함하는 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판에 관한 것이다.

[관계식 1]

327 < 474*C+33*Mn+7.5*Si-25.1*Al < 497

(단, 관계식 1에서 C, Mn, Si 및 Al은 각 원소의 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)

또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.2~0.5%, Mn: 6~15%, Al: 0.5~4.0%, Si: 0.3~3.0%, P: 0.03% 이하(0%는 제외), S: 0.03% 이하(0%는 제외), N: 0.04% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며 아래의 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1050~1350℃에서 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 800~1000℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 열간압연 단계; 상기 열연강판을 마르텐사이트 개시온도(Ms) 이하로 냉각하여 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 생성시키는 냉각 단계; 및 상기 냉각된 열연강판을 600~850℃에서 소둔하여 오스테나이트 분율을 증가시킴과 동시에 안정화 시키는 소둔 단계; 를 포함하는 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판의 제조 방법에 관한 것이다.

[관계식 1]

327 < 474*C+33*Mn+7.5*Si-25.1*Al < 497

덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.

본 발명에 의하면, 높은 인장강도와 우수한 연신율을 갖는 동시에, 항복강도가 우수하여 충돌 특성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.

도 1은 템퍼드 마르텐사이트의 분율에 따른 항복 강도의 변화를 나타낸 그래프이다.
도 2는 발명예 1의 냉각 후 미세조직의 주사전자현미경 사진이다.
도 3에서 (a)는 발명예 1 의 소둔 후 미세조직의 주사전자현미경 사진이고, (b)는 비교예 9의 소둔 후 미세조직의 주사전자현미경 사진이다.

본 발명자들은 종래의 고망간강계 열연강판에 있어서 다량의 망간과 탄소의 첨가에 의해 상온에서 강의 미세조직을 오스테나이트로 유지함으로써 강도와 성형성의 확보가 가능하나, 항복강도가 낮아 충돌 성능이 열위한 문제가 있다는 문제점을 인지하고, 이를 해결하기 위하여 깊이 연구하였다.

그 결과, 강의 성분계 중 오스테나이트 조직의 안정화 기능을 수행하는 탄소, 망간, 알루미늄의 함량을 적절히 제어함과 동시에, 초기 미세조직을 오스테나이와 마르텐사이트의 복합조직으로 제어하고, 열처리를 통해 마르텐사이트의 일부를 오스테나이트로 변태시킴과 동시에 합금 원소의 확산을 통해 오스테나이트를 안정화 시킴으로써, 성형성이 우수하며, 항복강도가 우수한 열연강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이하, 본 발명의 일 측면에 따른 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판은 중량%로, C: 0.2~0.5%, Mn: 6~15%, Al: 0.5~4.0%, Si: 0.3~3.0%, P: 0.03% 이하(0%는 제외), S: 0.03% 이하(0%는 제외), N: 0.04% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고 아래의 관계식 1을 만족하며, 미세조직은 면적분율로 35 ~ 75% 의 템퍼드 마르텐사이트, 2% 이하의 탄화물 및 나머지 오스테나이트를 포함한다.

[관계식 1]

327 < 474*C+33*Mn+7.5*Si-25.1*Al < 497

먼저, 본 발명의 일 측면에 따른 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다.

탄소(C): 0.2~0.5중량%

탄소는 오스테나이트 상의 안정화에 기여하는 원소로서, 그 함량이 증가할수록 오스테나이트 상을 확보하는 데 유리한 측면이 있다. 또한, 탄소는 확산속도가 높으므로 소둔단계에서 마르텐사이트로부터 오스테나이트로 확산이 용이하다. 다만, 탄소의 함량이 0.2% 미만이면 소둔시 오스테나이트를 충분히 안정화 시킬 수 없으므로, 변형시 불안정한 오스테나이트의 응력유기변태에 의해 강의 강도를 향상할 수는 있으나 성형성을 확보할 수 없는 문제가 있다. 반면, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 소둔 후 템퍼드 마르텐사이트 조직의 분율이 낮아져서 항복강도가 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 탄소의 함량을 0.2~0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.

망간(Mn): 6~15중량%

망간은 탄소와 함께 오스테나이트 상을 안정화시키는 원소이다. 또한, 망간은 탄소와 친화력이 높기 때문에 망간 첨가에 의해 강내에 고용가능한 탄소의 양을 증가시키므로 오스테나이트 상의 안정화에 추가적으로 기여할 수 있다. 이러한 망간의 함량이 6% 미만이면 소둔시 오스테나이트를 충분히 안정화 시킬 수 없으므로 성형성을 확보할 수 없는 문제가 있다. 반면 15%를 초과하게 되면 소둔 후 템퍼드 마르텐사이트 조직의 분율이 낮아져서 항복강도가 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Mn의 함량은 6~15%로 제한하는 것이 바람직하다.

알루미늄(Al): 0.5~4.0중량%

알루미늄은 페라이트를 안정화 시키는 원소로서 소둔 후 일정량의 템퍼드 마르텐사이트를 확보하여 항복 강도를 증가시킨다. 또한, 알루미늄은 페라이트-오스테나이트 이상역의 범위를 증가시킴으로써 넓은 온도구간에서 의도하는 상분율을 구현할 수 있으므로 제조 공정 편차에 의한 재질 편차를 저감하는데 유리한 측면이 있다. 상기 알루미늄 함량이 0.5% 미만인 경우에는 소둔시 템퍼드 마르텐사이트를 확보할 수 있는 온도구간이 협소해지는 문제가 있으며, 반면, 상기 알루미늄 함량이 4.0중량%를 초과하는 경우에는 주조성이 열위해지며, 열간압연시 강 표면 산화가 심화되어 표면품질이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 알루미늄 함량을 0.5~4.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

실리콘(Si): 0.3~3.0중량%

실리콘은 소둔온도로 가열하는 단계에서 탄화물의 성장을 지연시키는 역할을 하여 고용 상태의 탄소가 오스테나이트로 확산하여 오스테나이트의 상을 안정화 시키는데 유효한 원소이다. 또한 실리콘은 템퍼드 마르텐사이트와 오스테나이트에 고용되어 고용강화에 의해 강의 항복강도 및 인장강도를 향상시킨다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 상기 실리콘의 함량이 0.3% 이상인 것이 바람직하다. 반면, 실리콘의 함량이 3.0%를 초과하게 되면 열간압연시 표면에 실리콘 산화물이 다량 형성되어 표면 품질이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 실리콘의 함량은 0.3~3.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

인(P): 0.03중량% 이하(0%는 제외)

상기 인은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 편석에 의해 강의 가공성을 저하시키는데 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 인의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 인 함량의 상한은 0.03중량%인 것이 바람직하다.

황(S): 0.03중량% 이하(0%는 제외)

황은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 조대한 망간황화물(MnS)을 형성하여 플렌지 크랙과 같은 결함을 발생시키며, 강판의 구멍확장성을 크게 저하시키므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상의 황의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 황 함량의 상한은 0.03중량%인 것이 바람직하다.

질소(N): 0.04중량% 이하(0%는 제외)

질소(N)는 불가피하게 함유되는 불순물로써, 그 함량이 0.04%를 초과하게 되면 질화물이 과다하게 석출되어 열간 가공성 및 연신율이 저하될 수 있다.

이론상의 질소의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서 상기 질소의 함량은 0.04% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

또한, 본 발명에 있어서 상기 기술된 합금원소 이외에 중량%로 V: 0.05~0.5, Ti: 0.01~0.5, B: 0.0005~0.005 로부터 구성된 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상이 추가적으로 포함될 수 있다.

바나듐(V): 0.05~0.5중량%

바나듐은 탄소 또는 질소와 반응하여 탄질화물을 형성하는 원소로써, 본 발명에서는 저온에서 미세한 석출물을 형성시켜 강의 항복 강도를 증가시키는 중요한 역할을 한다. 또한 열간압연시 생성된 탄질화물은 소둔시 상계면을 고착시켜 템퍼드 마르텐사이트의 분율을 증가시킴으로써 항복 강도를 증가시킨다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 상기 바나듐의 함량이 0.05중량% 이상인 것이 바람직하다. 반면, 상기 바나듐의 함량이 0.5중량%를 초과하는 경우에는 고온에서 조대한 탄질화물이 형성되어 열간 가공성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 바나듐의 함량은 0.05~0.5중량%로 제한함이 바람직하다.

티나튬(Ti): 0.01~0.5중량%

티타늄은 강재 내부의 질소와 반응하여 질화물을 침전시켜 열간압연의 성형성을 향상시킨다. 또한 상기 티타늄은 일부 강재내의 탄소와 반응하여 탄화물을 형성함으로써 항복강도를 증가시키는 역할을 한다. 이를 위해서 티타늄은 0.01% 이상 포함되는 것이 바람직하지만, 0.5%를 초과하는 경우 침전물이 과다하게 형성되어 부품의 피로 특성을 악화시킨다. 따라서, 상기 티타늄의 함량은 0.01~0.5%인 것이 바람직하다.

보론(B): 0.0005~0.005중량%

보론(B)은 0.0005~0.005%가 바람직하다. 보론이 미량 첨가되는 경우 주편의 입계를 강화하여 열간 압연성을 향상시킨다. 보론이 0.0005% 미만에서는 상기의 효과를 기대할 수 없고, 0.005% 초과에서는 추가적인 성능의 향상을 기대할 수 없을 뿐만 아니라 비용의 증가를 발생시키므로, 상기 보론의 함량은 0.0005~0.005%인 것이 바람직하다.

이하, 본 발명에 의한 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명에 의한 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판은 상기 성분계를 만족할 뿐만 아니라, 강판의 미세조직으로 안정한 오스테나이트와 면적분율로 35~75%의 템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 것이 바람직하며, 2% 이하의 탄화물을 포함할 수 있다.

본 발명에서 템퍼드 마르텐사이트의 분율이 35% 이상이 되어야 600MPa 이상의 항복 강도를 확보할 수 있음을 확인하였고, 한편 75% 이상의 템퍼드 마르텐사이트를 확보하기 위해서는 낮은 온도에서 소둔을 하여야 하는데 이 경우 가열과정에서 생성된 탄화물이 미고용되어 오스테나이트의 안정도가 저하되어 연신률이 저하되는 문제가 있다. 따라서 강판의 미세조직에서 템퍼드 마르텐사이트는 35~75 면적%인 것이 바람직하다.

한편 탄소 첨가량이 높은 경우, 낮은 소둔온도를 적용하여 가열시 생성된 탄화물이 면적분율 2% 이내의 미고용 상태로 존재하더라도 오스테나이트의 안정도가 충분히 확보되는 경우에는 성형성의 확보가 가능하다.

한편, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기 기술된 합금 성분의 첨가범위내에서 아래의 관계식 1을 만족하는 것을 특징으로 한다.

[관계식 1]

327 < 474C+33Mn+7.5Si-25.1Al < 497

상기 관계식은 탄소, 망간, 실리콘, 알루미늄 성분에 따른 열간압연 후의 미세조직의 상관성을 인자화하여 반영한 것이다. 상기 관계식의 값이 497 이상인 경우, 냉각후 마르텐사이트의 분율이 35% 이하이므로 소둔 이후에도 35% 이하의 템퍼드 마르텐 사이트 조직을 확보할 수 없다. 한편, 상기 관계식의 값이 327 이하인 경우 본 발명에서 의도하는 조직을 구현할 수 없다.

한편, 본 발명에 따른 열연강판은 600MPa 이상의 항복강도, 850MPa 이상의 인장강도 및 인장 강도와 연신률의 곱(TSxEL)이 25,000MPa%이상을 확보할 수 있어, 자동차 샤시부품 등의 구조부재 등에 바람직하게 적용될 수 있다.

또한, 본 발명에 따른 열연강판은 표면에 도금층을 갖을 수 있다.

이하에서는, 상술한 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판을 제조하기 위한 바람직한 일 예로서, 본 발명의 다른 일 측면인 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 다른 일 측면인 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.2~0.5%, Mn: 6~15%, Al: 0.5~4.0%, Si: 0.3~3.0%, P: 0.03% 이하(0%는 제외), S: 0.03% 이하(0%는 제외), N: 0.04% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며 아래의 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1050~1350℃에서 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 800~1000℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 열간압연 단계; 상기 열연강판을 마르텐사이트 개시온도(Ms) 이하로 냉각하여 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 생성시키는 냉각 단계; 및 상기 냉각된 열연강판을 600~850℃에서 소둔하여 오스테나이트 분율을 증가시킴과 동시에 안정화 시키는 소둔 단계;를 포함한다.

[관계식 1]

327 < 474*C+33*Mn+7.5*Si-25.1*Al < 497

가열하는 단계

전술한 조성을 만족하는 강 슬라브를 1050~1350℃에서 가열한다. 가열 온도가 1050℃ 미만인 경우 열간압연시 마무리 압연온도의 확보가 어려우며, 온도 감소에 의한 압연하중이 증가하여 소정의 두께까지 충분히 압연하기 어려운 문제가 있다. 반면, 가열 온도가 1350℃를 초과하는 경우에는 결정입도가 증가하고, 표면산화가 발생하여 강도가 감소하거나 표면이 열위되는 경향이 있으므로 바람직하지 못하다. 또한, 연주슬라브의 주상정입계에 액상막이 생성되므로 후속되는 열간압연시 균열이 발생할 우려가 있다. 따라서 본 발명에서는 강 슬라브를 1050~1350℃에서 가열하는 것이 바람직하다.

열간압연 단계

이후, 상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 이때, 마무리 압연은 800~1000℃에서 실시하는 것이 바람직하다. 상기 마무리 압연온도가 800℃ 미만이면 압연하중이 높아져 압연기에 무리가 가며, 강판 내부의 품질에 나쁜 영향을 미치는 문제가 있다. 반면, 마무리 압연온도가 1000℃를 초과하면 압연시 표면 산화가 발생하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 열간압연시 마무리 압연온도는 800~1000℃로 제한하는 것이 바람직하다.

냉각 단계

이후, 상기 열연강판을 마르텐사이트 개시(Ms) 온도 이하로 냉각하여 마르텐사이트와 오스테나이트의 복합 조직을 확보한다. Ms 이하로의 냉각은 공냉과 수냉, 노냉의 통상적인 방법으로 행하여 질 수 있으며, Ms 이하의 온도에서 마르텐사이트는 등온 혹은 연속 냉각 중에 생성될 수 있다. 본 발명에서 제안하는 성분 범위내에서는 페라이트와 베이나이트의 생성이 노냉의 냉각 속도에서도 충분히 지연되기 때문에, 면적분율로 35%~90%의 마르텐사이트가 생성될 수 있다.

소둔 단계

이후, 냉각된 열연강판을 600℃~850℃에서 소둔한다. 가열과정과 소둔온도에서 유지하는 동안 마르텐사이트의 일부는 오스테나이트로 변태가 진행되며, 마르텐사이트 내의 탄소와 망간이 오스테나이트로 상간 확산하여 변태된 오스테나이트를 안정화 시킨다.

소둔 온도가 600℃ 미만인 경우는 가열과정에서 마르텐사이트 내에 생성된 탄화물이 미고용되어 오스테나이트를 충분히 안정화 시킬 수 없으므로 연신률을 확보할 수 없으며, 소둔 온도가 850℃ 초과인 경우 35% 이상의 템퍼드 마르텐사이트를 확보할 수 없으므로 항복 강도가 낮아지는 문제가 있다. 따라서, 냉각된 열연강판을 600℃~850℃에서 소둔하는 것이 바람직하다.

이때, 소둔온도를 유지하는 시간은 특별히 한정할 필요는 없다. 다만, 바람직한 일례로써, 상기 소둔온도의 유지시간은 1분~60분인 것이 바람직하다.

상기 유지시간이 1분 미만인 경우, 마르텐사이트 내의 카본하고 망간이 오스테나이트로 충분히 확산하지 못하기 때문에 오스테나이트 안정화에 기여하지 못하는 문제점이 있다. 반면, 상기 유지시간이 60분 초과인 경우, 결정립이 조대해져서 강도가 하락할 우려가 있다.

한편, 상기 소둔된 열연강판을 산세 후 도금하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 또한, 상기 도금하는 단계는 전해아연도금, 용융아연도금, 합금화 도금, Zn-Ni 도금, 및 용융 알루미늄 도금 중 어느 하나에 의해 행할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 )

하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 강 슬라브를 1200℃의 가열로에서 1시간 균질화 처리한 후 900℃의 마무리 압연온도로 압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 상기 열연강판을 상온으로 공냉하였다. 냉각된 강판을 650℃~800℃로 가열하여 1분에서 60분 사이의 시간동안 유지한 후 상온으로 냉각하였다. 제조된 각각의 시편에 대해 만능인장시험기를 이용하여 인장시험을 실시한 뒤, 그 결과를 주사전자현미경으로 측정한 템퍼드 마르텐사이트의 분율과 함께 표 2에 나타내었다.　

구분	화학 조성								관계식1	열처리 조건
구분	C	Mn	Al	Si	P	S	V, Ti, B	N	관계식1	소둔온도 (℃)	시간 (분)
비교예1	0.7	15	2	0	0.013	0.0023	0	0.0057	776.6	780	5
비교예2	0.1	8	2	1	0.011	0.0023	0	0.0062	268.7	750	5
비교예3	0.5	18	0	0	0.009	0.0028	0	0.0044	831.0	780	5
비교예4	0.2	1.5	0	1.5	0.009	0.0019	0	0.0082	155.6	780	5
비교예5	0.1	8	2	1	0.011	0.0025	0	0.0057	268.7	750	5
비교예6	0.3	13	0.3	1	0.012	0.0019	0	0.0054	571.2	750	20
비교예7	0.3	8	1	0.2	0.012	0.0024	0	0.0048	382.6	650	20
비교예8	0.2	15	1	1	0.009	0.0029	0	0.0063	572.2	800	20
비교예9	0.3	8	3	0.5	0.012	0.0031	0	0.0072	334.7	580	20
발명예1										700	20
발명예2										750	20
비교예10										870	1
발명예3	0.3	8	3	1	0.012	0.0029	0	0.0084	338.4	650	20
발명예4										700	20
발명예5										750	20
발명예6										800	20
발명예7	0.3	8	3	2	0.011	0.0023	0	0.0052	345.9	750	20
발명예8	0.4	8	3	1	0.008	0.0032	0	0.0048	385.8	650	20
발명예9										700	20
발명예10										750	20
비교예11										870	20
발명예11	0.4	8	1	2	0.009	0.0015	0	0.0042	443.5	700	1
발명예12	0.4	8	3	2	0.012	0.0039	Ti: 0.1, B: 0.002	0.0056	393.3	750	10
발명예13	0.4	8	3	2	0.011	0.0026	Ti: 0.1	0.0051	393.3	750	10
발명예14	0.4	8	3	2	0.012	0.0035	0	0.0074	393.3	750	1
발명예15										750	10
발명예16										750	30
발명예17										750	60
발명예18										700	20
발명예19										800	20
발명예20	0.4	8	3	2	0.009	0.0018	V: 0.1	0.0048	393.3	750	10
발명예21	0.4	8	3	2	0.01	0.0019	V: 0.2	0.0059	393.3	750	1
발명예22										750	10
발명예23										750	30
발명예24										750	60
발명예25										700	20
발명예26										800	20
발명예27	0.3	10	3	0.5	0.012	0.0034	0	0.0062	400.65	650	20
발명예28										700	20
비교예12										870	1
발명예29	0.3	10	3	1	0.012	0.0036	0	0.0045	404.4	650	20
발명예30										700	20
비교예13										870	1
비교예14										900	10

구분	미세조직 면적분율(%)			기계적 성질
구분	페라이트	탄화물	오스테나이트	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	연신률 (%)	TSxEL (MPa%)
비교예1	0	0	100	452	890	58	51620
비교예2	95	0	5	890	1460	8	11680
비교예3	0	0	100	447	822	52	42744
비교예4	94	0	6	572	720	18	12960
비교예5	95	0	5	890	1460	8	11680
비교예6	0	0	100	420	925	21	19425
비교예7	72	3	25	780	915	18	16470
비교예8	0	0	100	448	986	25	24650
비교예9	67	3	30	777	926	22	20372
발명예1	46	0	54	709	852	34	28968
발명예2	41	0	59	665	896	59	52864
비교예10	32	0	68	562	696	8	5568
발명예3	74	0	26	828	968	26	25168
발명예4	51	0	49	747	873	36	31428
발명예5	43	0	57	664	856	49	41944
발명예6	38	0	62	615	1006	34	34204
발명예7	45	0	55	768	937	53	49661
발명예8	61	1	38	744	1069	24	25656
발명예9	41	0	59	705	909	44	39996
발명예10	35	0	65	659	963	49	47187
비교예11	30	0	70	598	767	13	9971
발명예11	36	0	64	615	1036	28	29008
발명예12	40	0	60	873	1120	33	36960
발명예13	38	0	62	882	1124	32	35968
발명예14	39	0	61	865	1117	31	34627
발명예15	39	0	61	830	1136	43	48848
발명예16	42	0	58	791	1041	27	28107
발명예17	41	0	59	778	1067	37	39479
발명예18	38	0	62	755	1003	29	29087
발명예19	36	0	64	673	974	33	32142
발명예20	46	0	54	863	1143	32	36576
발명예21	51	0	49	979	1184	27	31968
발명예22	50	0	50	924	1178	33	38874
발명예23	52	0	48	891	1118	26	29068
발명예24	49	0	51	884	1140	42	47880
발명예25	51	0	49	891	1152	24	27648
발명예26	48	0	52	770	1095	35	38325
발명예27	37	1	62	678	945	46	43470
발명예28	36	0	64	649	954	43	41022
비교예12	24	0	76	545	786	16	12576
발명예29	44	0	56	691	896	49	43904
발명예30	36	0	64	649	886	43	38098
비교예13	20	0	80	597	956	43	41108
비교예14	92	0	76	518	1211	11	13321

상기 표 1과 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 조성을 만족하고 구현하고자 하는 미세조직이 확보되는 발명예 1 내지 발명예 30의 경우에는 600MPa 이상의 항복 강도, 850MPa 이상의 인장 강도 및 25000MPa% 이상의 TSxEL을 확보할 수 있음을 확인할 수 있다.

이에 반해, 비교예 1, 비교예 3, 비교예 6 및 비교예 8은 관계식 1의 값이 497 이상으로, 35% 이상의 템퍼드 마르텐사이트를 확보할 수 없어서 연신률과 인장 강도는 우수하나 600MPa 이상의 항복 강도를 확보할 수 없었다.

비교예 2, 비교예 4 및 비교예 5는 관계식 1의 값이 327 이하로, 소둔 후 안정된 오스테나이트를 확보할 수 없어서 항복강도와 인장 강도는 우수하나 연신률이 열위하여 25000MPa% 이상의 TSxEL을 확보할 수 없었다.

비교예 7은 관계식 1은 만족하나 Si이 0.3% 미만으로 첨가되어 소둔시 생성된 면적분율 3%의 탄화물에 의해 오스테나이트가 충분히 안정화 되지 못하여 연신률이 열위하였다.

비교예 9는 관계식 1과 성분은 만족하나 소둔 온도가 낮으므로, 소둔시 생성된 면적분율 3%의 탄화물에 의해 오스테나이트가 충분히 안정화 되지 못하여 연신률이 열위하였다.

비교예 10, 비교예 11, 비교예 12, 비교예 13은 관계식 1과 성분은 만족하나 소둔 온도가 높으므로 면적분율 35% 이상의 템퍼드 마르텐사이트를 확보하지 못하여 600MPa 이상의 항복강도를 확보할 수 없었다.

비교예 14는 관계식 1과 성분은 만족하나 소둔 온도가 높으므로 소둔시 오스테나이트 단상이 유지되었고, 냉각하는 과정에서 92%의 마르텐사이트가 형성되어 강도는 우수하나 연신률이 열위하였다.

도 1은 상기 발명강 및 비교강의 템퍼드 마르텐사이트 분율에 따른 항복 강도를 나타낸다. 템퍼드 마르텐사이트의 분율 35% 이상에서 600MPa 이상의 항복 강도를 확인할 수 있음을 확인할 수 있다. 이는 템퍼드 마르텐사이트 내에 고용상태로 존재하는 망간, 알루미늄 및 실리콘에 의해 템퍼드 마르텐사이트의 경도가 상승하였기 때문이다.

도 2는 발명예 2의 열간압연 후 냉각되어 생성된 미세조직으로 마르텐사이트와 오스테나이트로 구성되어 있다. 마르텐사이트 개시 온도가 낮으므로 냉각중에 탄화물이 생성되어 있지 않음을 확인할 수 있다.

도 3은 소둔 후 미세 조직의 주사전자 현미경 사진이다. (a)는 발명예 1의 사진으로 템퍼드 마르텐사이트와 오스테나이트로 구성되어 있다. 도 2와 비교하여 오스테나이트의 면적분율이 높으므로 소둔시 일부 마르텐사이트가 오스테나이트로 변태되었음을 확인할 수 있다. (b)는 발명예 9의 사진으로 마르텐사이트 내에 미고용 탄화물이 존재함을 확인할 수 있다. 이는 낮은 소둔 온도에서는 탄화물이 안정상으로 존재하기 때문이며, 탄화물의 생성으로 인해 오스테나이트의 안정도가 확보되지 못하여 연신률이 확보될 수 없다.

이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims

중량%로, C: 0.2~0.5%, Mn: 6~15%, Al: 0.5~4.0%, Si: 0.3~3.0%, P: 0.03% 이하(0%는 제외), S: 0.03% 이하(0%는 제외), N: 0.04% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고 아래의 관계식 1을 만족하며,
미세조직은 면적분율로 35 ~ 75% 의 템퍼드 마르텐사이트, 2% 이하의 탄화물 및 나머지 오스테나이트를 포함하는 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판.
[관계식 1]
327 < 474*C+33*Mn+7.5*Si-25.1*Al < 497
(단, 관계식 1에서 C, Mn, Si 및 Al은 각 원소의 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)
제 1항에 있어서,
상기 열연강판은 중량%로 V: 0.05~0.5%, Ti: 0.01~0.5%, B: 0.0005~0.005% 로부터 구성된 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판.
제 1항에 있어서,
상기 열연강판은 항복강도가 600MPa 이상, 인장 강도가 850MPa 이상이며 인장강도와 연신율의 곱이 25,000MPa% 이상인 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판.
제 1항에 있어서,
상기 열연강판은 표면에 도금층을 갖는 것을 특징으로 하는 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판.
중량%로, C: 0.2~0.5%, Mn: 6~15%, Al: 0.5~4.0%, Si: 0.3~3.0%, P: 0.03% 이하(0%는 제외), S: 0.03% 이하(0%는 제외), N: 0.04% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며 아래의 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1050~1350℃에서 가열하는 단계;
상기 가열된 강 슬라브를 800~1000℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 열간압연 단계;
상기 열연강판을 마르텐사이트 개시온도(Ms) 이하로 냉각하여 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 생성시키는 냉각 단계; 및
상기 냉각된 열연강판을 600~850℃에서 소둔하여 오스테나이트 분율을 증가시킴과 동시에 안정화 시키는 소둔 단계;
를 포함하는 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판의 제조 방법.
[관계식 1]
327 < 474*C+33*Mn+7.5*Si-25.1*Al < 497
(단, 관계식 1에서 C, Mn, Si 및 Al은 각 원소의 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)
제 5항에 있어서,
상기 강 슬라브는 중량%로 V: 0.05~0.5%, Ti: 0.01~0.5%, B: 0.0005~0.005% 로부터 구성된 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판의 제조방법.
제 5항 또는 제 6항에 있어서,
상기 소둔은 1~60분간 행하는 것을 특징으로 하는 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판의 제조 방법.
제 5항 또는 제 6항에 있어서,
상기 소둔된 열연강판을 산세 후 도유하는 단계를 추가로 포함하는 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판의 제조 방법.
제 5항 또는 제 6항에 있어서,
상기 소둔된 열연강판을 산세 후 도금하는 단계를 추가로 포함하는 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판의 제조 방법.
제 9항에 있어서,
상기 도금하는 단계는 전해아연도금, 용융아연도금, 합금화 도금, Zn-Ni 도금, 및 용융 알루미늄 도금 중 어느 하나에 의해 행하는 것을 특징으로 하는 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판의 제조 방법.